专利名称：基于Ⅲ族氮化物的半导体基片及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种基于III族氮化物的半导体基片及其制造方法。
可以通过用汽相沉积法，例如金属有机汽相处延(MOVPE)法、分子束外延(MBE)法或氢化物汽相处延(HVPE)法在基体衬底上外延生长来获得构成这些器件的氮化物半导体层。然而，任何一种基体衬底的晶格常数都与此氮化物半导体层的晶格常数不匹配，因此难以获得优质的生长层，而且获得的氮化物半导体层易含有大量晶体缺陷。因为这些晶体缺陷正是妨碍器件性能提高的因素，所以到目前为止已经试验了许多种减少氮化物半导体层内晶体缺陷的方法。
作为获得含晶体缺陷数相对少的基于III族元素氮化物晶体的方法之一，已经知道一种方法，其中在不同材料如蓝宝石的衬底上形成低温沉积缓冲层，并在其上形成外延生长层。在使用低温沉积缓冲层的晶体生长方法中，首先采用约500℃的温度将AlN或GaN沉积到蓝宝石等衬底上，形成非晶膜或部分含多晶的连续膜。通过将此沉积物加热至高达约1000℃，一部分沉积物被蒸发掉，剩余物转变为晶体，形成高密度的晶核。使用它们作为晶体生长的晶核可以形成结晶质量较高的GaN层。然而，即使使用包括形成低温沉积物缓冲层步骤的方法，其仍然含有许多晶体缺陷，例如螺型位错和空位(vacant pipes)，因此其结晶质量不足以提供符合目前需要的这种高性能器件。
另外，已经深入研究了另一种方法，其中使用GaN基片作为晶体生长的衬底，在其上形成构成器件部分的半导体多层膜。在下文中，将这种用于晶体生长的GaN基片称为自承重GaN基片。在制备自承重GaN基片的方法之中，广泛知道的是ELO(外延横向过度生长)法。ELO是这样一种技术，其中在基体衬底上形成具有条状开口的掩模层，从开口处开始横向生长，从而获得具有一些位错的GaN层。在日本专利申请公开No.251253/1999中，提出使用此ELO法在蓝宝石衬底上形成GaN层，此后通过蚀刻等方法除去该蓝宝石衬底，制备自承重GaN基片。
此外，已经研制出FIELO(小面引发外延横向过度生长)技术(A.Usui et al.，Jpn.J.Appl.Phys.，Vol.36(1997)pp.L899-L902)，其是由ELO法发展来的方法之一。此方法与ELO的共同点在于使用二氧化硅掩模进行选择性生长，但与ELO不同之处在于在掩模开口部分中形成小面(facet)。小面的形成改变了位错的扩展方向，因此减少了到达外延生长层顶部的螺型位错的数目。用此方法，可以通过在例如蓝宝石的基体衬底上生长厚的GaN层然后从其上除去基体衬底的方法来获得晶体缺陷数量相对较少的高质量自承重GaN基片。
考虑到上述问题，本发明的目的是提供一种弯曲减小的基于III族氮化物的自承重半导体基片。
本发明人进行的研究表明自承重基片的扭曲是基片内各种位错密度造成的，也就是说基片正面的位错密度(特别是刃型位错的密度)平均值与反面的位错密度平均值不同。换句话说，基片一个表面的位错密度与另一个表面的位错密度之间的差别越大，弯曲的程度就越严重。因此，为了缩小扭曲，控制此位错密度的分布是特别重要的。
可以用以下方式解释位错的密度梯度或者一个表面与另一个表面之间在刃型位错密度方面的差异导致基片扭曲的现象。在GaN六方晶体中，当存在具有高密度的晶粒时，其晶格与不同材料的衬底失配导致晶粒方向发生轻微变化，因此，这将导致在它们的边界上产生许多刃型位错。已发现刃型位错密度与晶粒尺寸之间几乎为线性关系，还发现此晶粒尺寸d0与在基片内部积累的应力量ε之间存在以下关系方程ε＝Δ/d0(1)其中，Δ几乎等于刃型位错的柏格斯矢量。因此，假设在基片一个表面与另一个表面上的位错密度之间存在差异，则基片内部的应力量有变化，这造成了扭曲的产生。
在实践中，当通过外延生长在不同材料的衬底上生长GaN层，然后除去不同材料的衬底来制造自承重GaN基片时，由于晶格失配导致衬底与GaN层间界面上的刃型位错密度高达109-1011cm-2。使用这种晶体，通过各种减少位错数目的方法，例如横向生长或厚膜生长的方法可以将GaN层上表面上的位错密降低至105-107cm-2的低水平。对于这种基片扭曲，通常观察到一个表面的刃型位错密度约为109cm-2，另一个表面的刃型位错密度约为106cm-2。在厚度为200微米的自承重GaN基片的情况下，扭曲变得非常严重，曲率半径为20厘米左右，因此难以将这种基片照原样用于器件。然而，如果将密度较高侧表面的刃型位错密度水平降低至107cm-2左右，对于弯曲而言，可以形成明显的改进，扭曲的曲率半径达到10米左右，从而可以获得适用于器件的基片。
到目前为止，已经明确地描述了为什么可以通过控制刃型位错密度来抑制基片扭曲的原因，但是，相似地，可以通过控制包括刃型位错密度在内的总位错密度来有效地抑制基片的扭曲。
因此，本发明以上述观点为基础；从而，通过控制总位错密度，更特别的是通过控制刃型位错密度来抑制基片的扭曲。
本发明提供一种基于III族氮化物的自承重半导体基片；其中当将其位错密度较低一侧表面的位错密度设为n1，将其位错密度较高一侧表面的位错密度设为n2时，其比值n2/n1小于750。
本发明对于基片的扭曲产生了明显的改进。由于其能稳定地产生减小扭曲的效果，因此也能获得优异的加工稳定性。
在本发明的基于III族氮化物的半导体基片中，优选地，将n1设定为不大于1×108cm-2，更优选的是不大于1×107cm-2。这将实现有效地抑制扭曲，同时实现优异的结晶质量。
本发明进一步提供一种自承重基于III族氮化物的半导体基片；其中当将其刃型位错密度较低一侧表面的刃型位错密度设为m1，将刃型位错密度较高一侧表面的刃型位错密度设为m2时，其比值m2/m1小于1000。
本发明的这个方面对于基片的扭曲产生了明显的改进。由于其能稳定地产生减小扭曲的效果，因此也能获得优异的加工稳定性。
在本发明基于III族氮化物的半导体基片中，优选地，将m1设定为不大于5×107cm-2，更优选的是不大于5×106cm-2。这可以实现有效地抑制扭曲，同时实现优异的结晶质量。
而且，本发明提供一种制造基于III族氮化物的半导体基片的方法，该方法包括以下步骤在不同材料衬底的顶部上形成基于III族氮化物的半导体层；将所述的基于III族氮化物的半导体层与所述的不同材料的衬底分离；并且在所述基于III族氮化物的半导体层位于所述不同材料衬底由之分离一侧的表面上施加减少位错密度的处理。
而且，本发明提供一种制造基于III族氮化物的半导体基片的方法，该方法包括以下步骤通过外延生长在不同材料衬底的顶部上形成基于III族氮化物的半导体层，然后将所述的基于III族氮化物的半导体层与所述的不同材料衬底分离；其中在生长所述的基于III族氮化物的半导体层的过程中，或者在生长所述的基于III族氮化物的半导体层后，在不低于1150℃的温度下进行热处理。此制造方法可以进一步包括以下步骤在所述基于III族氮化物的半导体层位于所述不同材料衬底由之分离一侧的表面上施加减少位错密度的处理。
根据上述制造方法，可以稳定地获得在基质扭曲方面有明显改进的自承重基于III族氮化物的半导体基片。
在本发明这些制造基于III族氮化物的半导体基片的方法中，它们可以有以下构成，其中所述减少位错密度的处理包括从所述不同材料衬底由之分离的一侧上除去所述的基于III族氮化物的半导体层至厚度不小于100微米的步骤。
而且，在本发明这些制造基于III族氮化物的半导体基片的方法中，它们可以有以下构成，其中所述减少位错密度的处理包括在不低于1150℃的温度下，在所述的基于III族氮化物的半导体层上进行热处理的步骤。这样，可以有效地减少位错密度。在此，优选的是设定处理持续时间为10分钟或更长。而且，由于目的是稳定地减少位错密度，所以优选的是在不低于1200℃的温度下进行热处理。
此外，本发明中使用的位错密度和刃型位错密度指的是特定平面上的密度平均值。例如，在通过掩模生长与一些生长方法一起制造基于III族氮化物的半导体基片的情况下，在基片的一个表面内也会存在位错密度变化。即使存在这种位错密度平面内分布的变化，也可以通过使平均位错密度和平均刃型位错密度取如上所述各个范围内的数值而有效地减小基片的扭曲。
图2是说明用于如实施例中所描述用于GaN生长的氢化物汽相处延装置的示意图。
图3(a)和(b)是一系列剖面图，表示本发明制造自承重GaN基片的方法中另一个实施例的步骤。
图4(a)-(c)是一系列剖面图，表示本发明制造自承重GaN基片的方法中另一个实施例的步骤。
图5(a)-(c)是一系列剖面图，表示本发明制造自承重GaN基片的方法中另一个实施例的步骤。
图6说明本发明制造自承重基片的方法中所采用温度分布的一个例子。
图7说明本发明制造自承重基片的方法中所采用温度分布的另一个例子。
图8是说明基片的曲率半径对在自承重GaN基片正面和反面观测到的总位错比值的相关性的图示。
图9是说明基片的曲率半径对在自承重GaN基片正面和反面观测到的刃型位错比值的相关性的散点图示。
对于本发明中的基于III族氮化物的半导体，可以提供用InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的半导体。在这类半导体中，优选的是使用GaN、AlGaN等，因为它们较好地满足基片材料所需的质量，包括机械强度和制造稳定性。
在本发明中，通过减少自承重基片中的位错密度，特别是其中的刃型位错密度来抑制基片的扭曲。为了表征位错，通常使用术语“刃型”和“螺型”。刃型位错和螺型位错分别表示柏格斯矢量b垂直和平行于位错线走向的情况。在位错具有刃型位错和螺型位错的混合特征的情况下，换句话说，在柏格斯矢量b与位错线倾斜的情况下，称其为“混合位错”。现在，在位错图纹线内，有时位错线的方向相对于柏格斯矢量b的方向发生变化。位错不必沿直线运动，而常常是弯曲的。作为一个极端的例子，假设这样一种情况，其中位错线形成一个环，其平行于柏格斯矢量b的部分属于螺型位错，而其垂直于柏格斯矢量b的部分属于刃型位错。本发明中使用的“刃型位错”包括这样一种情况，即只有一部分位错属于刃型位错。
可以通过例如使用透射电子显微术(TEM)来确定位错的性质。当所选晶格衍射平面的法向矢量g(在下文中称为“衍射矢量”)垂直于位错线的柏格斯矢量b时，换句话说，当这些矢量的内积为零(衍射矢量g·柏格斯矢量b＝0)时，在TEM视场中，位错的对比度消失。利用这点，可以确定未知位错的性质(刃型位错、螺型位错或混合位错)。
而且，也可以根据蚀坑形状和深度的观测结果来鉴别位错的性质，其中蚀坑是通过用化学试剂的溶液对其进行选择性蚀刻形成的。
可以通过用FIELO或悬挂外延(pendeo-epitaxy)技术在不同材料的衬底上生长基于III族氮化物的半导体层，然后除去不同材料的衬底来形成本发明自承重基于III族氮化物的半导体基片。当用这样一种方法进行制造时，可以在其表面上稳定地制造位错密度低的基片。FIELO方法是这样一种方法，其中首先形成具有许多开口的掩模，然后，在通过将该开口设定为其生长区以形成小面结构的同时，用气相沉积方法生长GaN层。从相邻开口接合处生长GaN晶体，从而位错的传播方向改变为平行于基片的方向，并可以获得在其表面上具有低位错密度的GaN层。通过将此GaN层与不同材料的衬底分离，可以获得高质量的自承重GaN基片。同时，在悬挂外延方法中，首先在不同材料的衬底上形成由AlxGa1-xN(0≤x≤1)构成的低温生长缓冲层，然后在其上形成由AlyGa1-yN(0≤y≤1)构成的第一结晶层。在此结晶层上形成具有许多条状开口的掩模之后，进行刻蚀以将第一AlyGa1-yN层构图成为条状。接着，以此为起点，用气相沉积生长AlzGa1-zN(0≤z≤1)晶体以形成由AlzGa1-zN厚膜构成的第二单晶体层。此后，通过将第二单晶体层与不同材料的衬底分离，可以获得高质量的自承重基片。
然而，当用这些方法制造基片时，尽管可以减少其位错并获得优异的结晶质量，但是其扭曲的程度呈现进一步增长的趋势。虽然在一定程度上有效减少了形成器件的表面上的位错，但与形成器件表面相反的表面上仍然存在许多位错。因此，基片正面位错密度与反面位错密度的比值变得更加大于通常仅试图减少位错的情况。当应用于这种位错减少的基片时，本发明可以显现明显的效果，并可以有效地抑制扭曲，同时达到优异的结晶质量。
首先，如
图1(a)所示，使用蓝宝石衬底11，生长GaN外延层12，并在其上形成具有条状开口的二氧化硅掩模13，然后，将该衬底放到如图2所示的HVPE沉积装置中。此装置能够将III族元素的卤化物GaCl输送到衬底24上，然后通过金属Ga21和通过供气管22与载气H2或N2一起供应的HCl反应而在衬底上形成GaCl本身。在其基片区，混合GaCl和通过供气管23供应的NH3，通过它们的反应，用气相沉积在衬底24上形成GaN。通过用电炉25加热来将基片区的温度设定为1000℃。而且，源材料GaCl和NH3的分压分别为5×10-3大气压和0.3大气压。在这些条件下，其生长速率约为50微米/小时。如图1(b)所示，通过掺杂气体供应管26供应作为基片区掺杂源气体的SiH2Cl2来进行掺杂，并生长厚度约为350微米的硅掺杂GaN层14。
现在，如图1(c)所示，从反应器中取出此衬底，从厚层上去除蓝宝石衬底以及一部分、厚度约几微米的GaN层，从而获得自承重GaN基片15。作为除去蓝宝石衬底的方法，可以使用如机械抛光，或用强碱性或强酸性化学试剂刻蚀的方法。而且，也可以使用带电粒子束或中性粒子束进行物理刻蚀。此外，可以通过向其施加紫外激光束来除去蓝宝石衬底，该激光束可以穿透蓝宝石衬底，但是被GaN所吸收，从而熔化其靠近界面的部分。
对此自承重GaN基片15中的位错密度进行检验表明蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为5×109cm-2，而生长前沿面的密度值为1×106cm-2。其中，背面和前面单刃型位错密度值分别为4.5×109cm-2和3.5×105cm-2。在此，为了确定位错密度，当位错密度超过108cm-2时，特别是对于基片反面，对其下表面和垂直截面用透射电子显微术(TEM)进行观察，但是当位错密度不超过108cm-2时，首先用化学溶液对其进行选择性蚀刻，并用光学显微镜或扫描电子显微镜计算形成的蚀坑数目。可以粗略地将蚀坑的形状分为两组，其中具有相应浅坑的一组与刃型位错相对应。可以根据如下所述的方法来检验此分类。当使用透射电子显微术获取具有蚀坑的样品的垂直截面暗场图像时，可以根据电子束的g矢量与其中位错线方向之间的关系来确定位错的柏格斯矢量，从而可以根据此结果来确定位错的性质。
对制造的自承重GaN基片15的扭曲的测量表明其曲率半径值为30厘米。对于此扭曲的测量方法，例如可以通过X-射线摆动曲线测量而容易地获得很准确的结果。简言之，监视布拉格角θB的变化，同时将具有扭曲的样品沿横向移动x，从而可以由以下的关系式给出曲率半径ρ(1/ρ)＝dθB/dx然后，如图1(d)所示，从蓝宝石衬底由之分离的那个表面上去除厚度高达150微米的区域16，从而获得自承重GaN基片17。对于这种去除，可使用熔融KOH。因为此蚀刻剂只能有选择地刻蚀N-平面，所以可以使用它特别方便地刻蚀GaN层的反面(与生长前沿面相反的那侧)。而且，如果在GaN正面上形成SiO2等的保护膜，那么仍然可以在GaN反面上进行不具有刻蚀选择性的化学刻蚀，此外，还可以通过机械抛光进行这种去除。
因此，在自承重GaN基片17中，蓝宝石衬底由之分离的那个表面的总位错密度和刃型位错密度分别降低至5×107cm-2和3×107cm-2。当测量此基片的扭曲时，测得曲率半径为5米，这表明对扭曲有明显的改进。在此基片上，通过试验生长基于InGaN的激光器的层状结构，并制造激光器。因为减少的扭曲对光刻步骤下的曝光均匀性没有不利的影响，所以可以大幅提高产品产率。实施例2在本实施例中，通过用上述ELO法(S.Nakamura，et al.，MRSInternet.J.Nitride Semicond.Res.，4S1，G1.1(1999))在蓝宝石衬底上生长GaN外延层，然后除去该蓝宝石衬底来制造自承重GaN基片，并对该基片进行评估。下面，将参考图4说明本实施例制造自承重GaN基片的方法。
首先，如图4(b)所示，使用蓝宝石衬底41，外延生长薄GaN层42，并在其上形成具有沿GaN的[1-100]方向条状开口的二氧化硅掩模43，然后，使用三甲基镓(TMGa)和NH3作为主要的源材料，通过MOVPE法生长平坦的GaN层44至厚度为10微米。
然后，将此衬底放到上述图2所示的HVPE生长装置中。通过用电炉25加热来将基片区的温度设定为1000℃。而且，源材料GaCl和NH3的分压分别为5×10-3大气压和0.3大气压。在这些条件下，其生长速率约为50微米/小时。而且，如图4(c)所示，通过掺杂气体供应管26供应作为基片区掺杂源气体的SiH2Cl2来进行掺杂，生长厚度约为350微米的硅掺杂GaN层45。此后，从反应器中取出此衬底，按照与图1(c)所示相似的方式，从厚层上去除蓝宝石衬底以及厚度约为几微米的GaN层，从而获得自承重基片形式的GaN层45。作为除去蓝宝石衬底的方法，可以使用如机械抛光，或用强碱性或强酸性化学试剂刻蚀的方法。而且，也可以使用带电粒子束或中性粒子束进行物理刻蚀。此外，可以通过向其施加紫外激光束来除去蓝宝石衬底，该激光束可以穿透蓝宝石衬底，但是被GaN所吸收，从而熔化其靠近界面的部分。对此GaN层45中的位错密度进行检验表明蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为1.5×109cm-2，而生长前沿面的密度值为2×106cm-2。其中，后面和前面单刃型位错密度值分别为1×109cm-2和1×106cm-2。
对制得的自承重GaN层45(自承重GaN基片)的扭曲测量表明其曲率半径值为1米。
然后，按照与图1(d)所示相似的方式，从蓝宝石衬底由之分离的那个表面上去除厚度高达约150微米的区域。对于此去除，可使用熔融的KOH。因为此蚀刻剂只能有选择地刻蚀N-平面，所以可以使用它特别方便地刻蚀GaN层的反面(与生长前沿面相反的那侧)。而且，如果在GaN正面上形成SiO2等的保护膜，那么仍然可以在GaN反面上进行不具有刻蚀选择性的化学刻蚀，此外，还可以通过机械抛光进行这种去除。
因此，在GaN层45中，蓝宝石衬底由之分离的那个表面的总位错密度和刃型位错密度分别降低至5×108cm-2和2.5×108cm-2。当测量此基片的扭曲时，测得曲率半径为3米，这表明对扭曲有明显的改进。在此基片上，通过试验生长基于InGaN的激光器的层状结构，并制造激光器。因为减少的扭曲对光刻步骤下的曝光均匀性没有不利的影响，所以可以大幅提高产品产率。实施例3
在本实施例中，通过用被称为PENDEO的方法(T.S.Zheleva，MRSInternet.J.Nitride Semicond.Res.，4S1，G3.38(1999))在蓝宝石衬底上生长GaN外延层，然后除去蓝宝石衬底来制造自承重GaN基片，并对该基片进行评估。下面，将参考图5说明本实施例制造自承重GaN基片的方法。
首先，如图5(b)所示，使用蓝宝石衬底51，在薄GaN层52上形成具有沿GaN的[1-100]方向条状开口的二氧化硅掩模53，然后，通过干蚀刻等，刻蚀一部分GaN外延层52和其中蓝宝石衬底的一些部分54。然后，如图5(c)所示，通过使用三甲基镓(TMGa)和NH3作为主要源材料的MOVPE法生长平坦的GaN层55至厚度为10微米。剩余部分经干蚀刻的部分作为间隙空间(gap space)。
然后，将此衬底放到上述图2所示的HVPE生长装置中。在该装置中，通过用电炉25加热来将基片区的温度设定为1000℃。而且，源材料GaCl和NH3的分压分别为5×10-3大气压和0.3大气压。在这些条件下，其生长速率约为50微米/小时。而且，如图5(c)所示，通过掺杂气体供应管供应作为基片掺杂源气体的SiH2Cl2来进行掺杂，生长厚度约为350微米的硅掺杂GaN层45。
从反应器中取出此衬底，按照与图1(c)所示相似的方式，从厚层上去除蓝宝石衬底以及厚度约为几微米的GaN层，从而获得自承重基片形式的GaN层56。作为除去蓝宝石衬底的方法，可以使用如机械抛光，或用强碱性或强酸性化学试剂刻蚀的方法。而且，也可以使用带电粒子束或中性粒子束进行物理刻蚀。此外，可以通过向其施加紫外线激光束来除去蓝宝石衬底，该激光束可以穿透蓝宝石衬底，但是被GaN所吸收，从而熔化其靠近界面的部分。对此GaN层56中的位错密度进行检验表明蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为3×109cm-2，而生长前沿面的密度值为3×106cm-2。其中，后面和前面单刃型位错密度值分别为2.4×109cm-2和1.2×106cm-2。
对制得的自承重基片形式的GaN层56的扭曲的测量表明其曲率半径值为80厘米。
然后，按照与图1(d)所示相似的方式，从蓝宝石衬底由之分离的那个表面上去除厚度高达约150微米的区域。对于此去除，可使用熔融的KOH。因为此蚀刻剂只能有选择地刻蚀N-平面，所以可以使用它特别方便地刻蚀GaN层的反面(与生长前沿面相反的那侧)。而且，如果在GaN正面上形成SiO2等的保护膜，那么仍然可以在GaN反面上进行不具有刻蚀选择性的化学刻蚀，此外，还可以通过机械抛光进行这种去除。
因此，在GaN层56中，蓝宝石衬底由之分离的那个表面的总位错密度和刃型位错密度分别降低至3.5×108cm-2和1×108cm-2。当测量此基片的扭曲时，测量的曲率半径为4米，这表明对扭曲有明显的改进。
在此基片上，通过试验生长基于InGaN的激光器的层状结构，并制造激光器。因为减少的扭曲对光刻步骤下的曝光均匀性没有不利的影响，所以可以大幅提高产品产率。实施例4在本实施例中，通过热处理控制自承重基片表面的位错密度。下面，将参考图3说明本实施例制造自承重GaN基片的方法。
首先，使用蓝宝石衬底31，用上述图2(图3(a))的HVPE生长装置在GaN低温生长缓冲层32上形成GaN层33。在该装置内的基片区中，混合通过供气管23供应的GaCl和NH3，在相互作用的同时，通过汽相沉积在基片24上形成GaN。使用电炉25，将基片区的温度设定为1000℃。而且，皆为源气体的GaCl和NH3的分压分别为5×10-3大气压和0.3大气压。在这些条件下，其生长速率约为50微米/小时。而且，通过掺杂气体供应管26供应作为基片掺杂源气体的SiH2Cl2来进行掺杂。这样，外延生长获得厚度约为200微米的Si掺杂GaN层33。
然后，从该反应器中取出此衬底，除去蓝宝石衬底31、GaN低温生长缓冲层32和一小部分GaN层(图3(b))。因此，在图3(b)中，将图3(a)中所示的GaN层33分为自承重GaN基片35和已经从该自承重GaN基片上去除的GaN层34。将待除去的GaN层34的厚度设定为约几十微米。
作为除去蓝宝石衬底31的方法，可以使用如机械抛光，或用强碱性或强酸性化学试剂刻蚀的方法。而且，也可以使用带电粒子束或中性粒子束进行物理刻蚀。此外，可以通过向其施加紫外线激光束来除去蓝宝石衬底，该激光束可以穿透蓝宝石衬底，但是被GaN所吸收，从而熔化其靠近界面的部分。
对按上述方法获得的自承重GaN基片35中的位错密度进行检验表明蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为9×109cm-2，而生长前沿面的密度值为1×107cm-2。其中，后面和前面单刃型位错密度值分别为7×109cm-2和5×106cm-2。对自承重GaN基片35扭曲的测量表明其曲率半径值大至90厘米。
将此自承重GaN基片35放到电炉中，并在NH3气氛、1200℃下进行热处理24小时。选择NH3气氛以防止在热处理过程中产生分解，但是如果可以很好地密封样品，就不必供应NH3。热处理后，再检查一次位错密度，发现蓝宝石衬底由之分离的那个表面的位错密度变为4×107cm-2，而生长前沿面的密度变为8×105cm-2，这表明对位错密度有明显的改进。其中，后面和前面单刃型位错的密度值分别为1×107cm-2和3×105cm-2。当测量热处理后的自承重GaN基片35的扭曲时，测得其曲率半径为6米，这表明对扭曲有明显的改进。
在此基片上，通过试验生长基于InGaN的激光器的层状结构，并制造激光器。因为减少的扭曲对光刻步骤下的曝光均匀性没有不利的影响，所以可以大幅提高产品产率。实施例5在本实施例中，通过在外延生长当中加入热处理步骤来控制自承重基片表面的位错密度。下面，将说明本实施例制造自承重GaN基片的方法。
在本实施例中，使用蓝宝石C-平面衬底，用上述图2的HVPE装置通过图3所示的步骤来生长GaN层。于是，根据图6所示的温度顺序进行GaN层33的生长和热处理。在生长的过程中，将GaCl和NH3的分压分别设定为5×10-3大气压和0.3大气压。
首先，将炉温设定在1200℃，并在H2气流中进行蓝宝石衬底的热清洁。接着，使炉温降低至500℃，并沉积GaN低温生长缓冲层32。然后，将炉温升高至1000℃，并生长GaN层至厚度为50微米。于是，停止Ga源供给一次并进行热处理。也即，在NH3气氛下，将炉温升高至1400℃，并保持10分钟。此后，将炉温降低至500℃，并保持5分钟。完成此热处理程序后，再次将炉温升高至1000℃。随后，进一步生长厚达150微米的GaN层，从而获得薄膜总厚度为200微米的GaN层33。
此后，从该反应器中取出此衬底，除去蓝宝石衬底31、GaN低温生长缓冲层32和一小部分GaN层(图3(b))。这里，在图3(b)中，将图3(a)中所示的GaN层33分为自承重GaN基片35和已经从自承重GaN基片上去除的GaN层34。将待除去的GaN层34设为约几十微米厚。作为除去蓝宝石衬底31的方法，可以使用上述方法之一。
对按上述方法获得的自承重GaN基片35中的位错密度进行检验表明蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为4×107cm-2，而生长前沿面的密度值为5×106cm-2。其中，后面和前面单刃型位错密度值分别为1.5×107cm-2和2×106cm-2。对GaN层扭曲的测量表明其曲率半径值为7米。当不进行热处理步骤来生长该层时，蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为9×109cm-2，而生长前沿面的密度值为1×107cm-2。其中，后面和前面单刃型位错的密度值分别为7×109cm-2和5×106cm-2。对此GaN层扭曲的测量表明其为具有严重扭曲的基片，曲率半径为90厘米，从而证实通过加入热处理步骤的确可以对扭曲产生明显的改进。实施例6在本实施例中，通过在外延生长当中加入若干热处理步骤而以较高准确性来控制自承重基片表面的位错密度。下面，将说明本实施例制造自承重GaN基片的方法。
在本实施例中，使用蓝宝石C-平面衬底，用上述图2的HVPE装置通过图3所示的步骤来生长GaN层。于是，根据图7所示的温度顺序进行GaN层33的生长和热处理。在生长过程中，将GaCl和NH3的分压分别设定为5×10-3大气压和0.3大气压。
首先，将炉温设定在1200℃，并在H2气流中进行蓝宝石衬底的热清洁。接着，使炉温降低至500℃，并沉积GaN低温生长缓冲层32。然后，将炉温升高至1000℃，并生长GaN层至厚度为25微米。于是，停止Ga源供给一次并进行热处理。也即，在NH3气氛下，将炉温升高至1400℃，并保持10分钟。此后，将炉温降低至500℃，并保持5分钟。完成此热处理程序后，再次将炉温升高至1000℃。此后，每当该GaN层进一步生长使厚度增加25微米时，就中止生长，随后进行相似的热处理，从而获得薄膜总厚度为200微米的GaN层33。
此后，从该反应器中取出此衬底，除去蓝宝石衬底31、GaN低温生长缓冲层32和一小部分GaN层(图3(b))。这里，在图3(b)中，将图3(a)中所示的GaN层33分为自承重GaN基片35和已经从自承重GaN基片上去除的GaN层34。将待除去的GaN层34设定为约几十微米厚。作为除去蓝宝石衬底31的方法，可以使用上述方法之一。
对按上述方法获得的自支持GaN基片35中的位错密度进行检验表明蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为2×107cm-2，而生长前沿面的密度值为4×106cm-2。其中，后面和前面单刃型位错密度值分别为9×106cm-2和1.5×106cm-2。对GaN层扭曲的测量表明其曲率半径值为10米。当不进行任何热处理步骤来生长该层时，蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为9×109cm-2，而生长前沿面的密度值为1×107cm-2。其中，后面和前面单刃型位错的密度值分别为7×109cm-2和5×106cm-2。对此GaN层扭曲的测量表明其为具有严重扭曲的基片，曲率半径为90厘米，从而证实通过加入热处理步骤的确可以对扭曲产生明显的改进。实施例7在本实施例中，通过采用使自承重基片的器件形成面覆盖以掩模的方法对其进行热处理，通过进行这种热处理来控制自承重基片表面的位错密度。下面，将说明本实施例制造自承重GaN基片的方法。
在本实施例中，使用蓝宝石C-平面衬底，用上述图2的HVPE装置通过图3所示的步骤来生长GaN层。首先，在蓝宝石衬底31上形成GaN低温生长缓冲层32。随后，按以下步骤生长GaN层33。首先，在图2的装置中，通过用电炉25进行加热将基片区的温度设定为1000℃，将皆为源气体的GaCl和NH3在基片区的分压分别设定为5×10-3大气压和0.3大气压。在这些条件下，其生长速率约为50微米/小时。而且，通过掺杂气体供应管26供应作为基片掺杂源气体的SiH2Cl2来进行掺杂。这样，生长出厚度约为200微米的Si掺杂GaN层33。
此后，从该反应器中取出此衬底，除去蓝宝石衬底31、GaN低温生长缓冲层32和一小部分GaN层(图3(b))。这里，在图3(b)中，将图3(a)中所示的GaN层33分为自承重GaN基片35和已经从自承重GaN基片上去除的GaN层34。将待除去的GaN层34设定为约几十微米厚。作为除去蓝宝石衬底31的方法，可以使用上述方法之一。
对按如上所述步骤获得的自承重GaN基片35中的位错密度进行检查表明蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度值为9×109cm-2，而生长前沿面的密度值为1×107cm-2。其中，后面和前面单刃型位错的密度值分别为7×109cm-2和5×106cm-2。对此GaN层扭曲的测量表明其为具有较大扭曲的基片，曲率半径为90厘米。
接着，用SiO2膜覆盖该自承重GaN基片35的整个表面。薄膜沉积通过CVD(化学气相淀积)方法进行。即使在相当高的温度下进行热处理时，这也可以防止GaN基片的分解。随后，将此自承重GaN基片35放到电炉中，并在空气中在1600℃下进行热处理2小时。热处理后，再次检测位错密度，发现蓝宝石衬底由之分离的那个表面的密度变为6×107cm-2，而生长前沿面的密度变为9×105cm-2，表明对位错密度有明显的改进。其中，后面和前面单刃型位错的密度值分别为4×107cm-2和3.5×105cm-2。当测量热处理后的自承重GaN基片35的扭曲时，测得其曲率半径为3.5米，这表明对扭曲有明显的改进。在此基片上，通过试验生长基于InGaN的激光器的层状结构，并制造激光器。因为扭曲减小对光刻步骤中的曝光均匀性没有不利的影响，所以可以大幅提高产品产率。
上述各实施例的结果概括于表1和表2中。此外，在图8和图9中，画出了在所制得的自承重GaN基片中，基片的曲率半径对正面位错密度与反面位错密度的比值的相关性。如图8和图9的结果所示，当总位错密度的比值小于750(图8中的直线表示总位错密度的比值为750)时，并且刃型位错密度的比值小于1000(图9中的直线表示刃型位错密度的比值为1000)时，曲率半径急剧增加，从而扭曲程度下降。
表1
表2
虽然已经参考实施例描述了优选的实施方案，然而本领域技术人员应该理解以上描述是用来说明本发明的，在结合此处描述的实施例方法时可以进行多种改变和调整而不偏离本发明的精神和范围，而所述改变和调整落入本发明的技术范围内。例如，在实施例5或实施例6中，去除蓝宝石衬底后，可以进行减少位错的附加处理。例如，可以进行从不同材料衬底由之分离的那侧上去除厚度为100微米或更厚的区域的步骤。或者，可以在不低于1150℃的温度下进行对自承重GaN基片进行热处理的步骤。
此外，虽然实施例中给出了制造自承重GaN基片方法的例子，但是也可将本发明应用于自承重AlGaN基片。
如上所述，在本发明中，因为可以很好地控制基片中的位错密度，特别是其中的刃型位错密度，所以可以稳定地获得扭曲减小的自承重的基于III族氮化物的半导体基片。
应用本发明的基片能够按照设计实现发光器件和电子器件的高产率制造。
权利要求
1.一种基于III族氮化物的半导体基片，其为自承重基片；其中当将其位错密度较低一侧表面的位错密度设为n1，并且将其位错密度较高一侧表面的位错密度设为n2时，其比值n2/n1小于750。
2.如权利要求1所述的基于III族氮化物的半导体基片，其中n1不大于1×108cm-2。
3.一种基于III族氮化物的半导体基片，其为自承重基片；其中当将其刃型位错密度较低一侧表面的刃型位错密度设为m1，并且将其刃型位错密度较高一侧表面的刃型位错密度设为m2时，其比值m2/m1小于1000。
4.如权利要求3所述的基于III族氮化物的半导体基片，其中m1不大于5×107cm-2。
5.如权利要求1-4任一所述的基于III族氮化物的半导体基片，其中其厚度不小于30微米，但不大于1毫米。
6.如权利要求1-5任一所述的基于III族氮化物的半导体基片，其中它包括由GaN或AlGaN构成的层。
7.一种制造基于III族氮化物的半导体基片的方法，该方法包括以下步骤在不同材料衬底的顶部上形成基于III族氮化物的半导体层；将所述不同材料的衬底从所述基于III族氮化物的半导体层分离；并且在所述基于III族氮化物的半导体层位于所述不同材料衬底由之分离一侧的表面上施加减少位错密度的处理。
8.一种制造基于III族氮化物的半导体基片的方法，该方法包括以下步骤通过外延生长在不同材料衬底的顶部上形成基于III族氮化物的半导体层，然后将所述不同材料的衬底从所述基于III族氮化物的半导体层分离；其中在生长所述的基于III族氮化物的半导体层的过程中，或者在生长所述的基于III族氮化物的半导体层后，在不低于1150℃的温度下进行热处理。
9.如权利要求8所述的制造基于III族氮化物的半导体基片的方法，该方法进一步包括以下步骤，在所述基于III族氮化物的半导体层位于所述不同材料衬底由之分离一侧的表面上施加减少位错密度的处理。
10.如权利要求7或9所述的制造基于III族氮化物的半导体基片的方法，其中，所述减少位错密度的处理包括从所述不同材料衬底由之分离一侧上除去厚度不小于100微米的所述基于III族氮化物的半导体层的步骤。
11.如权利要求7、9或10所述的制造基于III族氮化物的半导体基片的方法，其中，所述的减少位错密度的处理包括在不低于1150℃的温度下在所述基于III族氮化物的半导体层上施加热处理的步骤。
全文摘要
为了提供一种具有较小扭曲的III族氮化物半导体基片，本发明提供了一种方法，该方法包括如下步骤在蓝宝石衬底31上，外延生长具有GaN低温生长缓冲层的GaN层33；从由生长反应器中取出的基片上去除该蓝宝石衬底31、GaN缓冲层32和一小部分GaN层33，从而获得自承重GaN基片35；并且然后，通过在NH
文档编号H01L21/02GK1447448SQ0310753
公开日2003年10月8日 申请日期2003年3月26日 优先权日2002年3月26日
发明者碓井彰, 柴田真佐知, 大岛祐一 申请人:日本电气株式会社, 日立电线株式会社